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2021-04-07 15:06:41 作者:材料学网来源:材料学网 分享至:

 导读:本文利用分子动力学(MD)模拟研究了bcc高熵合金(HEAs)压缩前后的位错结构。与bcc元素金属相比,在冲击压缩TiZrNb和NiCoFeTi HEAs中发现了具有高稳定性的异常“扩展”刃位错结构(6~8伯氏矢量)。独特的位错结构使位错运动加快,从而抑制了变形孪晶的早期成核。结合连续弹性理论,表明 “扩展”位错结构可以归因于存在的低弹性稳定性的局部结构,这是由纳米尺度的化学非均匀性所赋予的。


位错对于理解材料的机械性能至关重要,因为它们直接影响强度和塑性变形。连续弹性理论很好地描述了长度尺度超过几个晶格间距的位错的长程弹性应变,但它在位错中心周围的区域(称为位错核心)中发生了分解,在该区域应变场中出现奇异点。在这个核心区域中,位错在滑移平面上产生了原子位移的异质分布。由于位错在许多与晶体塑性有关的现象中起着重要的作用,人们对在原子尺度上准确描述位错核结构很感兴趣。

过去,在准静态或低应变率加载条件下,已经投入了相当大的努力来揭示位错核结构。在极端动态压缩下,位错活动仍然很重要。然而,我们对核心结构的理解还很不完整。高剪切应变率或应力是影响核心结构的一个突出因素。铁中的螺位错核心受到高应力时会出现不稳定性,例如,随着应力水平的增加,它们经历从平滑运动到粗糙运动到孪晶成核的动态转变。相关研究还表明,如果位错以高速度产生并受到高剪切应力,钨中的刃位错芯可以在跨音速和超音速区域稳定移动。

动态压缩下的压力也会对位错核心产生直接影响。首先,位错核心的稳定性会随着从一个阶段到另一个阶段的转变而改变。其次,取决于压力,可以促进位错位移(例如,通过降低Peierls应力)或阻止位错位移。另外,施加的压力将改变材料的弹性,即弹性常数。在大多数情况下,压力趋于使材料变硬,并且与位错相关的应变场将与零压力情况不同。综合考虑,这些因素会影响位错核心,从而影响材料在冲击压缩下的可塑性。

最近,高熵合金(HEA)或复杂的浓缩合金已成为一种相对较新的材料类别,由于其独特的成分,结构和机械性能已吸引了广泛的关注。等原子比或接近等原子比的多个主要元素使HEAs形成具有高浓度组成元素的简单单相结构,而传统的固溶强化稀合金中不存在溶质原子,高浓度的组成元素是不存在的。这种集中的浓度/结构的不均匀性导致了位错线的波动和位错核心结构的变化,从而增加了控制位错运动所需应力的能垒。在bcc HEAs中,螺位错的迁移率异常接近刃位错,因为刃位错运动在局部成分波动晶格中是速率控制的。但是,这种理解取决于环境压力下的准静态载荷情况。在存在大的峰值应力,高应变率和由于冲击而产生的显着的非弹性应变的情况下,位错动力学可能不同于在更长的时间尺度或更准静态条件下观察到的位错动力学。

在这项工作中,西安交通大学丁向东教授课题组使用分子动力学(MD)模拟来研究bcc HEAs的冲击响应,发现位错结构以高迁移率提高了位错的稳定性,从而提高了高应变速率下的可塑性。作者发现异常位错行为可以归因于HEAs中纳米级化学异质性引起的具有低弹性稳定性的局部结构的存在。它为我们提供了新的方向,以了解多成分固溶对极端动态压缩下塑性变形机制的影响。相关研究成果以“Anomalous dislocation core structure in shock compressed bcchigh-entropy alloys”发表在西甲“Acta Materialia”

论文链接

https://doi.org/10.1016/j.actamat.2021.116801
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作者设计了两类bcc材料,一种是元素金属,另一种包含3种或4种主要元素的HEAs,以使我们能够比较位错结构和位错运动。我们的模拟结果表明,纳米级化学异质性可以使bcc HEAs具有异常扩展的位错结构和在冲击压缩下的独特塑性变形行为。

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图1 压力与体积的状态方程(EOS)曲线。Nb和Mo的实验观察来自DAC实验。EAM万博数据与60GPa以下的元素金属(Mo,Nb)的实验测量和DFT计算非常吻合。对于bcc TiZrNb HEA,EAM数据(紫色圆圈)与我们对机器学习的原子间势模型(紫色虚线)的预测一致。

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图2 速度为450 m/s的冲击压缩下TiZrNb HEAs的非平衡MD模拟(a)通过中心对称参数提取的位错结构的演变。(b)沿样品深度在8、12和16 ps时的纵向和切应力曲线。稳定的压力-位置或应力-位置分布显示出双波结构的特征。

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图3 bcc NiCoFeTi和TiZrNb HEAs波前的典型位错结构。原子结构由公共近邻分析(CNA)识别,蓝色:bcc,白色:缺陷。红线表示移动位错的轮廓。插图显示了相应的纳米孪晶核在最高冲击速度下的放大。

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图4 具有前位错环的TiZrNb样品在冲击波前沿的位错核心结构。活塞速度为350 m/s,(a)和(b)分别为激波前缘扫掠前后位错分析(DXA)特征的位错剖面。(c)位错线在(b)中橙色方框中的原子结构。原子用公共近邻分析(CNA)着色,蓝色为bcc,白色为缺陷。

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图5 在元素金属(Nb:红色圈,Mo:橙色圈)和bcc HEAs (NiCoFeTi:蓝色圈,TiZrNb:绿色圈,TiZrNb时效:黄色圈)中位错核宽度随冲击速度的变化。采用随机固溶法制备NiCoFeTi和TiZrNb样品,而TiZrNb时效则显示TiZrNb样品具有局部化学短程有序性。不确定度显示为误差棒。

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图6 bcc TiZrNb HEA中塑性波前的位错运动机制。虚线表示滑移前的弯曲位错,而红色实线表示滑移后位错线的状态。这表明在TiZrNb HEA中的位错滑移是通过位错片段的捕获-脱附实现的。红色箭头指出局部脱附。

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图7 θ的概率分布是激波速度的函数,其中θ<l,b< sub=“”></l,b<>是局部位错线与伯氏矢量之间的夹角。(a)比较不同冲击强度下Nb和TiZrNb的位错形貌,其分布不同:Nb:蓝色阴影区,TiZrNb:红色阴影区。黑色曲线为Nb和TiZrNb的初始位错形态。(b)在650 m/s冲击速度下,随机固溶和局部化学短程有序(SRO)处理时,TiZrNb HEAs的位错形态。

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图8机器学习原子间势(MLIP)的性能。通过DFT和MLIP计算得到弹性常数(a)和层错能(b)。(c) MLIP-MD模拟450m /s冲击波加载的位错核心结构。原子被公共近邻分析(CNA)着色,蓝色:bcc,白色:缺陷。红线表示运动位错的轮廓。

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图9 bcc单晶中刃位错结构与位错移动的关系。(a) X、Y、Z分别对应[1 1 1]、[`1 1 0]和[1 1`2]方向的仿真模型示意图。(b) Nb和TiZrNb的位错速度随剪切应力的变化。(c)和(d)表示移动位错的相应结构。原子通过公共近邻分析(CNA)着色,绿色表示fcc,橙色表示hcp,蓝色表示bcc,其他表示缺陷结构。红线表示位错的位置和轮廓。

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图10 bcc单质金属(Nb)和HEA (TiZrNb)中运动位错的原子结构。(a)移动刃位错在不同剪应力下的稳定性。插图显示了微孪晶形核的结晶学特征。原子是根据它们的势能来着色的。(b) TiZrNb HEA中亚声速位错的结构演变。位错分解成两个部分图片[1 1 1](孪晶部分)和(“无柄”部分)图片[1 1 1]。原子是由公共近邻分析(CNA)着色的,绿色代表fcc,橙色代表hcp,蓝色代表bcc,其他代表缺陷。

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图11 能量辐射对位错移动的依赖性。当位错移动速度接近禁带速度时,Nb中的能量辐射率(GR)增大。在TiZrNb HEA中,整个亚声速区域的能量辐射都很高。

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图12 (a)不同元素金属(Mo、Nb)和HEAs (TiZrNb、NiCoFeTi)的层错能热图。颜色条显示了局部SFE的大小,单位为mJ/m2。(b)位错核相图及局部剪切模量(Gatom)空间分布。虚线将空间划分为两个区域:局部剪切模量小的扩展核心区域和剪切模量大的致密核心区域。颜色强度代表局部剪切模量的统计分布。

综上所述,bcc TiZrNb和NiCoFeTi HEAs均表现出扩展的刃位错核心结构,这些结构主导了冲击前沿的塑性变形。在原子水平上,位错以一种缓慢的方式滑移,这是位错小段的捕获-脱附的结果;在高应变速率下,扩展型位错结构相当稳定,在跨声速区域内位错运动较快,而传统观点认为高强冲击压缩有利于孪晶早期形核;

将冲击压缩下的异常位错结构归因于HEAs中纳米级化学非均匀性所造成的局部结构的低弹性稳定性。由于纳米尺度的化学非均质性在不同的固溶浓缩合金中广泛存在,我们的研究结果有望应用于一般的bcc HEAs。

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